高强度不锈钢中的韧化相及韧化机理
2022-04-14
逆转变奥氏体对高强度不锈钢韧性的影响与其形貌、含量、弥散度和稳定性等有紧密的关系，其特征又受到热处理过程的加热速率、等温温度和时间、奥氏体形成元素的扩散和偏析、奥氏体的形核位置、尺寸以及基体内部位错密度的影响。现有研究表明，逆转变奥氏体的形成机制有如下3种，即无扩散切变逆转变机制[32]、变体限制机制[33]以及残余奥氏体长大机制[34]。切变机制源于奥氏体向马氏体的无扩散切变机制的逆过程，与原奥氏体保持一定晶体学位相关系的马氏体形成的逆转变奥氏体，与原奥氏体保持相同的位相关系。变体限制机制则指出，由扩散控制的逆转变奥氏体形成过程中，其形核位置将与原奥氏体、碳化物及基体严格保持一定的晶体学位相关系，因此限制了逆转变奥氏体的变体种类。而残余奥氏体长大机制则认为，马氏体钢中淬火后残留下的奥氏体会在其后的回火过程中通过奥氏体稳定元素的扩散不断长大，从而进一步“逆转变”为新的奥氏体组织。对0Cr13Ni4Mo马氏体不锈钢的研究[34]显示，在稍高于奥氏体转变开始温度(AS)的两相区回火时，碳化物(Cr23C6)和奥氏体共同析出。进一步分析碳化物和奥氏体及其界面上的Cr、Ni元素分布情况，发现Cr在碳化物中的偏聚促进了Ni元素向逆转变奥氏体中的配分，Ni元素的富集降低了逆转变奥氏体形成的化学驱动力并增加了界面能，因此，富Ni区域可作为逆转变奥氏体在回火过程中的形核点位，即逆转变奥氏体的形成受到Ni元素扩散的控制。进一步提高回火温度，虽然原子的扩散更为显著，但是由于温度的提高，回火马氏体向奥氏体的转变驱动力条件已得到满足，故此时的逆转变奥氏体形成机制为无扩散的切变机制。为了进一步说明变体限制机制，Nakada等[35]研究了逆转变奥氏体同原奥氏体及马氏体基体的晶体学位相关系。13Cr-6Ni钢回火后，一个原奥晶粒内，逆转变奥氏体不仅均匀分布于马氏体板条界，其同位相束(blocks)和板条群(packets)界面处亦存在逆转变奥氏体，并且大部分与原奥保持相同取向，而少部分取向与原奥氏体不同。一个原奥氏体惯习面和一个马氏体板条群中可能存在12种逆转变奥氏体变体的位相关系。可以看到，在遵循K-S关系的前提下，只存在与密排面平行的6种不同方向的马氏体板条束，每一种马氏体板条束内部只存在2种逆转变奥氏体变体。这说明由于奥氏体在{111}γ晶面族的三重对称性，一个马氏体板条群中的12种逆转变奥氏体变体可被分为2类，即与原奥保持相同取向的V1变体和与V1具有孪生关系的V2变体。根据Lee和Aaron‐son提出的二维构建模型[35]，逆转变奥氏体的临界晶核形状应当满足最小化形核能的要求。在板条界面处形成的逆转变奥氏体通常与原奥氏体晶粒的取向一致，其核心的α'/γ界面与马氏体基体两侧均保持K-S关系，而原奥晶界处的奥氏体核心只与一侧的基体保持了K-S关系。因此，原奥晶界处的逆转变奥氏体由于被共格和非共格界面包裹，及两侧界处表面能和弹性应变能的差异，会形成圆球状的形貌，而位于板条界的逆转变奥氏体则倾向于形成长条针状形貌。
逆转变奥氏体含量的增加可以提高材料的塑性和韧性，而过多的逆转变奥氏体往往会导致钢屈服强度的恶化。Schnitzer等[36]分别计算了PH13-8Mo中强化相NiAl和韧化相逆转变奥氏体对整体屈服强度的影响，时效处理后屈服强度40%的降低量归因于高含量的逆转变奥氏体，其余则归于NiAl相的粗化。因此在要求高韧性的情况，应采用较高的时效温度使逆转变奥氏体含量提高[37]，但需以损失材料的强度为代价。另外，一些研究中也发现逆转变奥氏体对塑性的不利作用，如Viswanathan等[38]的结果表明，逆转变奥氏体对塑性的提高仅在时效初期出现，时间延长同样会使材料发生严重的脆性断裂。
